表面效应对铁<100>间隙型位错环的影响

在材料辐照损伤过程中,间隙型位错环的形成及动力学行为严重影响材料在辐照条件下的服役行为.在常用的以体心立方铁为基的合金材料中,1/2<111>和<100>是两种主要的位错环,其对辐照损伤的影响一直都是核材料领域研究的热点之一.在之前的研究中,人们对{111}面与单个1/2<111>位错环的相互作用进行了深入研究,发现表面对位错环性质确实有重要的影响.采用分子动力学方法,在原子尺度详细研究了另一个重要的表面铁{100}面对<100>间隙型位错环动力学过程的影响.模拟发现位错环伯格斯矢量与表面法线方向的关系、距表面的深度、位错环之间的相互作用以及温度等,都对位错环与表面的相互作用产生重要影响,其中,表面作用下的伯格斯矢量的演化以及<100>位错环在此过程中的一维运动首次被发现.基于这些模拟结果,就<100>位错环对表面辐照损伤结构的影响进行详细地研究,给出<100>位错环对表面凹凸结构的贡献,这些结果为理解辐照过程中材料表面的演化提供一种可能的解释.     

α-Fe纯I型裂纹扩展中位错形成过程的三维分子动力学模拟

通过分子动力学方法模拟了三维 α-Fe I型裂纹的单向拉伸实验中的裂纹扩展过程。研究了在不同温度下裂纹扩展时位错的形成过程和断裂机理。计算结果表明,裂纹扩展过程是位错不断发射的过程。 裂纹尖端附近先形成无位错区和层错,当裂纹处应力增加到KI=0.566 MPam1/2时,裂纹尖端附近的某一层原子会逐渐分叉形成两层原子,分层后的原子层继续分离形成位错;当应力KI 达到0.669MPam1/2时第一个位错发射。随着温度的升高,临界应力强度因子逐渐降低,同时位错发射也相应地加快。     

α-Fe纯I型裂纹扩展中位错形成过程的三维分子动力学模拟

通过分子动力学方法模拟了三维 α-Fe I型裂纹的单向拉伸实验中的裂纹扩展过程。研究了在不同温度下裂纹扩展时位错的形成过程和断裂机理。计算结果表明,裂纹扩展过程是位错不断发射的过程。 裂纹尖端附近先形成无位错区和层错,当裂纹处应力增加到KI=0.566 MPam1/2时,裂纹尖端附近的某一层原子会逐渐分叉形成两层原子,分层后的原子层继续分离形成位错;当应力KI 达到0.669MPam1/2时第一个位错发射。随着温度的升高,临界应力强度因子逐渐降低,同时位错发射也相应地加快。     

刃型位错形成对面心立方金属Cu体积的影响

使用分子动力学方法,采用嵌入原子势（EAM）,在0K下模拟了面心立方金属Cu单晶的刃型位错,研究了刃型位错产生对晶体体积的影响．模拟结果表明,无论使用推入还是抽出原子层的方法获得刃型位错,平衡状态时刃型位错的存在使晶体体积增大．     

刃型位错形成对面心立方金属Cu体积的影响

使用分子动力学方法,采用嵌入原子势(EAM),在0K下模拟了面心立方金属Cu单晶的刃型位错,研究了刃型位错产生对晶体体积的影响.模拟结果表明,无论使用推入还是抽出原子层的方法获得刃型位错,平衡状态时刃型位错的存在使晶体体积增大.     

Si材料中60°位错的分子动力学研究

本文使用Stillinger-Weber势函数和周期性边界条件,通过在原子尺度上的分子动力学计算研究了60°位错的位错心能量和运动情况.首先提出了相对简单的建立位错偶极子的新方法.在此基础上,借助于最近得到的对周期性映像作用的评估理论,由不同大小的3维计算模型得到的位错心能量的平均值为0.43 eV,这一结果不同于先前文献中的报导.另一方面,为研究位错运动在较大温度和压力范围下的表现,提出了相应解决方法来避免位错心在高温模拟环境时测量的不精确性.模拟结果显示位错速度相对于温度的变化曲线表现为波动形式.而且,位错的速度随模拟温度的升高而降低,这一结果与声子拖拽模型相吻合.     

<100> LiF高速冲击变形过程的晶体塑性有限元模拟

结合状态方程建立晶体塑性有限元模型,模拟高速冲击加载条件下100 LiF的动态弹塑性大变形行为,得到应力波剖面特征、动态力学演化规律及其连续介质力学根源。结果表明:毫米级样品经约15 GPa以内的低压冲击,波剖面具有弹塑性双波响应、弹性前驱衰减和应力松弛现象,其决定性因素包括样品厚度、外加压力和材料本构;从连续介质力学角度分析得到,应力松弛本质上是由于黏性塑性流动,导致总应变增速小于塑性应变增速,从而使弹性应变减小、压力降低;提出用压力关于时间的三阶导数大于零作为判断条件,对应力波剖面上双波和单波响应的临界压力进行估测,发现随着样品掺杂浓度的增加,临界压力增大;高速冲击变形的温升效应不可忽略,且温升绝大部分来自弹性体积变形的贡献。     

位错和层错对氮化镓热导率影响的分子动力学模拟

本文利用非平衡分子动力学方法研究了位错和堆垛层错对氮化镓晶体热导率的影响。研究结果表明氮化镓中刃型位错的存在不仅对垂直位错线方向的热量传输有影响,也对平行于位错线方向有较大影响。本文利用非平衡分子动力学方法对氮化镓晶体中小角度晶界、晶界c面(0001)堆垛层错以及a面(1210)面堆垛层错结构的界面热阻进行了计算,并且研究了氮化镓晶体中c面堆垛层错的界面热阻的变化规律。研究结果表明氮化镓晶体中c面堆垛层错的界面热阻随着层错厚度的增加而增大,随着体系长度的增大而减小。     

体心立方金属钽Ⅱ型裂纹尖端缺陷萌生的多尺度分析

本文采用多尺度准连续介质法(quasi-continuum method, QC)模拟体心立方(body-centered-cubic, bcc)金属钽(Ta)Ⅱ型裂纹尖端位错的形核与发射过程,获得位错发射位置与应力强度因子关系曲线,分析裂纹尖端缺陷萌生过程,研究全位错分解以及扩展位错形成机理. 位错活动在不同阶段表现出不一致的特征,新位错的发射对于位错运动具有促进作用. 研究表明,裂纹扩展初始阶段首先萌生点缺陷,点缺陷随着加载强度增加会萌生新的点缺陷,点缺陷最终运动到边界,导致Ⅱ型断裂破坏. 在全位错发射之前有不全位错的形核与发射表明全位错的分解分步进行,从势能曲线上来看,也就是两个极小值点的形成机理不同. 关键词： 多尺度 准连续介质法 Ⅱ型裂纹 扩展位错     

表面氢对裂纹扩展的影响

暴露于含氢环境的金属表面会吸附氢原子,从而影响材料性能,一定情况下会导致氢脆.这篇文章主要通过分子动力学研究氢从α-Fe自由表面扩散到裂纹面的过程、和表面氢对裂纹扩展的影响.结果表明,在室温下,吸附在表面的氢原子很难直接从自由表面扩散到内部成为溶解氢;自由表面的氢原子会逐步向裂纹表面扩散,最后富集在裂纹表面和自由表面.当表面氢浓度较低时,氢对裂纹扩展影响很小,但是当裂纹表面的氢达到一定浓度时,会导致裂纹失稳扩展,造成严重的氢脆.     

面心立方铁纳米粒子的相变与并合行为的分子动力学研究

本文采用分子动力学模拟结合Finnis-Sinclair多体势研究了面心立方铁纳米粒子在加温过程中的相变与并合行为. 模拟结果表明: 纳米粒子在熔化之前均发生了由面心立方至体心立方的马氏体相变; 大小相等的两纳米粒子在并合之前发生了相对转动; 而大小不等的两纳米粒子在并合过程中并未出现转动, 小纳米粒子倾向于吸附在大纳米粒子上, 并随着温度的升高而熔化, 最终形成更大的纳米粒子. 关键词： 纳米粒子 相变 并合 分子动力学     

α-Fe中氦泡阻碍位错移动硬化的分子动力学研究

基于周期性位错阵列模型,利用分子动力学方法,研究了α-Fe中1/2a0111{110}刃位错与3nm氦泡的相互作用导致硬化的过程,重点研究了不同温度下(300 K和623 K),氦空位比例对位错与3 nm氦泡作用机制影响的差异性.研究结果表明,当氦空位比例在0～1之间变化时,氦空位比例的变化对临界剪切应力的影响微弱,当氦空位比例在1～1.5之间变化时,氦泡内氦原子的数量的增加,临界剪切应力随之降低.氦空位比例升高至1.75时,高温623 K与室温相比,临界剪切应力反常升高,原因是高温引起的位错与氦泡的排斥机制:氦泡严重超压,与位错接触瞬间,沿位错拉伸侧踢出自间隙原子团簇,被位错吸收后产生割阶;由于位错割阶与超压氦泡同为压应力场,割阶被氦泡强烈排斥反弹.     

体心立方多晶膜中应变能密度的各向异性分析

根据弹性理论和多晶膜的屈服强度公式，计算了附着在基体上体心立方多晶薄膜中不同取向晶粒中的应变能密度.结果表明：1）在屈服之前，对Fe和Ta两种薄膜，4个最小的应变能密度对应的晶粒取向依次为（100），（510），（410）和（511）；对Cr，Mo，Nb和V四种薄膜，4个最小的应变能密度对应的晶粒取向依次为（111），（332），（322）和（221）；对W膜，应变能密度与晶粒取向无关.2）在屈服的体心立方多晶膜中，4个最小的应变能密度对应的晶粒取向依次为（100），（111），（110）和（411）.从 关键词： 体心立方多晶薄膜 晶粒取向 应变能密度 织构     

Fe中<100>{010}刃位错芯结构的各向异性修正

在位错晶格理论基础上,采用改进的Peierls-Nabarro方程研究了Fe中<100>{010}刃位错在各向异性近似下的芯结构和Peierls应力. 各向异性近似下的晶格离散效应、切变模量和能量因子的表达式都已确切给出. 在这三个各向异性因素中,晶格离散效应和能量因子可以使位错宽度变窄,切变模量可以使位错宽度变宽. 相比于各向同性近似,各向异性近似下的位错宽度变窄了近20%,并且各向异性近似下的位错宽度与数值计算的结果相一致. 更为重要的是,各向异性使位错的Peierls应力数值几乎加倍,数量级也由 变成了 ,而这些都会显著影响位错的运动机制. 因此,各向异性对于位错来说非常重要,在研究位错芯结构以及运动机制时需要考虑各向异性的影响.     

体心立方Ta的广义面错能及在Ⅱ型裂纹尖端初始塑性研究中的应用

基于嵌入原子势考察体心立方(bcc)金属Ta的广义层错能和广义孪晶能并获得广义层错能和广义孪晶能曲线. 研究表明,bcc Ta的广义层错能曲线与面心立方金属的广义层错能曲线有明显差异,Ta的广义层错能曲线不存在明显的能量极小值,位错主要以全位错的形式发射. 不同原子厚度的广义孪晶能曲线表明4个原子层的孪晶能曲线开始出现亚稳定的能量极小值,5个原子层的孪晶能曲线出现稳定的能量极小值. 为进一步验证广义层错能和广义孪晶能曲线揭示的塑性变形机理,采用准连续介质力学多尺度方法研究Ⅱ型裂纹尖端的初始塑性变形过程. 关键词： 广义层错能 广义孪晶能 体心立方金属钽 Ⅱ型裂纹     

磁场及体各向异性对面心立方双层铁磁薄膜能带的影响

利用二次量子化方法研究了由相同面心立方结构(100)材料构成的铁磁性双层薄膜,重点讨论了磁场及体各向异性对面心立方双层铁磁薄膜能带的影响.结果表明,无论界面为铁磁性界面交换作用或反铁磁性界面交换作用,磁场及各向异性场对对称薄膜中的自旋波存在方式及整个能带形状没有影响,只是影响整个激发模的能量.磁场和各向异性常数越大,自旋波能量越高.     

bcc Fe中刃型位错的结构及能量学研究

基于位错理论，利用分子动力学方法建立了〈100〉{010}，〈100〉{011}，1/2〈111〉{011}和1/2〈111〉{112}刃型位错的芯结构，并计算了这四种刃型位错的形成能、位错芯能量和芯半径.计算结果表明：〈100〉{010}和〈100〉{011}刃型位错的形成能比1/2〈111〉{011}和1/2〈111〉{112}刃型位错的要高，这表明〈100〉刃型位错比1/2〈111〉刃型位错更难形成.而〈100〉{010}和〈100〉{011}刃型位错的芯半径比1/2〈111〉{011}和1/2〈111〉{112}刃型位错的小，这说明在1/2〈111〉刃型位错中位于奇异区的原子数多于〈100〉刃型位错，而这些原子要比完整晶体中的原子具有更大的活性.可见，1/2〈111〉刃型位错比〈100〉刃型位错更易运动，且〈100〉刃型位错在bcc Fe中难以形成. 关键词： bcc Fe 刃型位错 分子动力学模拟     

晶体相场法研究应力状态及晶体取向对微裂纹尖端扩展行为的影响

采用晶体相场模拟研究了单向拉伸作用下初始应力状态、晶体取向角度对单晶材料内部微裂纹尖端扩展行为的影响, 以(111)晶面上的预制中心裂纹为研究对象探讨了微裂纹尖端扩展行为的纳观机理, 结果表明: 微裂纹的扩展行为主要发生在<011>(111)滑移系上, 扩展行为与扩展方向与材料所处的初始应力状态及晶体取向紧密相关. 预拉伸应力状态将首先诱发微裂纹尖端生成滑移位错, 进而导致晶面解理而实现微裂纹尖端沿[011]晶向扩展, 扩展到一定程度后由于位错塞积, 应力集中, 使裂纹扩展方向沿另一滑移方向[101], 并形成锯齿形边缘; 预剪切应力状态下, 微裂纹尖端首先在[101]晶向解理扩展, 并诱发位错产生, 形成空洞聚集型长大的二次裂纹, 形成了明显的剪切带; 预偏变形状态下微裂纹尖端则直接以晶面解理形式[101]在上进行扩展, 直至断裂失效; 微裂纹尖端扩展行为随晶体取向不同而不同, 较小的取向角度会在裂纹尖端形成滑移位错, 诱发空位而形成二次裂纹, 而较大的取向角下的裂纹尖端则以直接解理扩展为主, 扩展方向与拉伸方向几近垂直.     

钽、铁、钨三种体心立方金属裂纹的多尺度模拟及韧脆性分析

采用多尺度准连续介质法计算模拟了钽、铁、钨三种体心立方(body-centered-cubic,BCC)金属的I型裂纹断裂过程.观察了加载过程中裂纹尖端区域原子的位错、孪晶等塑性变形现象,以及裂纹的脆性开裂和扩展现象.模拟结果表明,不同BCC金属材料的裂纹在相同的加载下有不同韧脆性表现.在一定变形范围内,钽裂纹主要表现出的是裂纹尖端附近区域原子的位错和形变孪晶等塑性变形现象;铁裂纹在变形过程中先后表现出了塑性变形和脆性扩展现象,与实验结果吻合;钨裂纹在变形过程中则主要变现出脆性扩展现象.计算了三种金属材料的广义层错能曲线,得到其不稳定层错能;并分别用两种不同的韧脆性准则,对三种材料断裂模型的韧脆性行为进行分析,计算分析结果与模拟结果一致,从而验证了模拟结果的正确性.